(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ（酸素）：０．００１〜０．０１０％、Ｍｇ：０．００１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、Ｔｉのうち０．００３６〜０．０２０１％が固溶Ｔｉとして、そして０．０００２〜０．００５％が非固溶Ｔｉとして存在し、Ｚｒのうち０．００５％以下が固溶Ｚｒとして、そして０．００１％以上が非固溶Ｚｒとして存在することを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【請求項２】
質量％で、さらに、Ａｌ：０．０４０％以下を含有し、非固溶ＡｌとＯ（酸素）の質量比Ａｌ／Ｏが１．０以下であることを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【請求項３】
質量％で、さらに、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：１．０％以下およびＭｏ：１．０％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【請求項４】
質量％で、さらに、Ｎｂ：０．１％以下およびＶ：０．１％以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【請求項５】
質量％で、さらに、Ｂ：０．００２０％以下を含有することを特徴とする請求項１から請求項４までのいずれかに記載の溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接熱影響部（Heat Affected Zone：ＨＡＺ）靭性に優れた鋼材に関するものである。本発明の鋼材は、特に大入熱溶接熱影響部で良好な靭性を有するもので、建築、橋梁、造船、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンクなどの各種溶接鋼構造物に用いられる。
【背景技術】
【０００２】
近年、造船、建築など溶接構造物の脆性破壊防止の観点から、溶接部からの脆性破壊の発生抑制、すなわち、使用される鋼板のＨＡＺ靭性の向上に関する研究が数多くなされてきた。
【０００３】
一般に、結晶粒の粗大化は鋼板のＨＡＺにおける脆性低下の原因となる。この結晶粒の粗大化に対し、例えば特許文献１には、微細なＴｉＮを鋼中に微細分散させることで、旧オーステナイト粒（以下、旧γ粒）のピンニング効果により、結晶粒の粗大化を防止することが開示されている。そして、特許文献２には、微細なＺｒＮを鋼中に微細分散させることで、旧γ粒のピンニング効果により、結晶粒の粗大化を防止する対策がとられている。
【０００４】
しかしながら、このような窒化物は、１４００℃以上の高温に加熱される領域では母材中に固溶しその効果が減少する。このため入熱量の大きな溶接を実施した際には、旧γ粒のピンニングが十分に働かずに靭性改善の効果が得られない場合があるという問題があった。
【０００５】
このような窒化物利用によるＨＡＺの靱性改善の問題点を踏まえて、窒化物に比べて高温での安定性が高い酸化物利用によるＨＡＺ靭性の安定化検討が種々行われている。
【０００６】
例えば、特許文献３、特許文献４、特許文献５および特許文献６には、粗大なγ粒の内部に、Ｔｉ酸化物やＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を核とした粒内変態フェライトを積極的に生成させ、ＨＡＺ靭性の向上を図る方法が開示されている。
【０００７】
また、特許文献７にはＭｇを含有する酸化物を利用することにより、ピニング効果によるγ粒の粗大化抑制と粒内変態による組織微細化が達成する方法が開示されている。特許文献８にはＴｉおよびＺｒの酸化物、窒化物の利用によるＨＡＺ靭性の確保手段が開示されている。さらに、特許文献９にはＲＥＭまたはＣａ酸化物とＺｒ酸化物の共存によるＨＡＺ靭性改善方法が開示されている。
【０００８】
【特許文献１】特開昭５５-２６１６４号公報
【特許文献２】特開昭５２-１７３１４号公報
【特許文献３】特開昭６０-２４５７６８号公報
【特許文献４】特開昭６０-１５２６２６号公報
【特許文献５】特開昭６３-２１０２３５号公報
【特許文献６】特開平２-２５０９１７号公報
【特許文献７】特開２００２−２１２６７０号公報
【特許文献８】特開２００３−２１３３６６号公報
【特許文献９】特開２００７−１００２１３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上記のいずれの技術においても酸化物、窒化物の分散量・形態を重要視しＨＡＺ靭性の改善を目指している。しかしながら、本発明者らがこれらの技術を検討したところ、酸化物や窒化物のような分散粒子を最適化するだけではＨＡＺ靭性を安定化させることができないことが明らかとなった。
【００１０】
上記のような背景に鑑み、本発明が解決しようとする課題は、大入熱量の溶接を実施しても、良好なＨＡＺ靱性を安定して得ることのできる溶接熱影響部靭性に優れた鋼材を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、良好なＨＡＺ靭性を有する鋼材の開発を狙いとして、酸化物形成元素である、Ｔｉ、Ｚｒ及びＭｇの添加量と鋼材中での存在状態について鋭意検討を実施した。
【００１２】
本発明者らは、酸化物などの高温でも安定な晶出物・析出物の分散制御によりピンニングによってγ粒の粗大化抑制や粒内変態を促進した場合であっても、固溶成分の増大によってラスの伸張促進などが生じた場合には靭性改善に結びつかないとの知見を得て、酸化物などの高温でも安定な晶出物・析出物の組成及び形態制御に着目するとともに、晶出物・析出物の組成及び形態制御に活用した元素の固溶成分のＨＡＺ靭性に及ぼす影響に着目した。そして、電解抽出法による態別分析を通して固溶成分の影響を定量的に評価することで、安定して優れたＨＡＺ靭性を有する鋼材を得ることに成功した。
【００１３】
本発明者らは、従来から酸化物形成元素として知られ、かつＨＡＺ靭性の向上が報告されている、Ｔｉ、Ｚｒ及びＭｇの各元素に着目し、ＨＡＺ靱性について種々の検討と実験を重ねた。その結果、次の(a)〜(e)に示す重要な知見を得た。
【００１４】
(a) ＴｉとＺｒを複合添加し、鋼中のＯ（酸素）と反応させることによって、鋼材中にＴｉおよびＺｒを含有する酸化物を形成させるとＨＡＺ靱性が向上する。
【００１５】
(b) 鋼中の酸化物を構成するＯ（酸素）の含有量としては、酸化物の組成制御および分散量制御がＨＡＺ靭性に寄与しているものと考えられることから、０．００１〜０．０１％とする必要がある。
【００１６】
(c) Ｔｉに関しては、固溶Ｔｉ及び非固溶Ｔｉの存在量が重要である。Ｔｉは鋼中のＯ（酸素）と反応して酸化物を形成する。このような酸化物を形成したＴｉは、非固溶Ｔｉとして存在し、上記(a)に示したようにＨＡＺ靭性に寄与する。一方、酸化物の形成に寄与しないまま鋼材に固溶状態で存在する固溶Ｔｉは、脱酸材として鋼材に寄与し、固溶Ｔｉ量が０．００４％未満の場合には脱酸不足により、ＨＡＺ靱性が低下する。また、固溶Ｔｉ量が多くても、ラス組織の伸張が促進され、固溶Ｔｉ量が０．０２０％を超えるとＨＡＺ靭性が低下する。すなわち、固溶Ｔｉと非固溶Ｔｉのバランスを考えた材料設計が重要となる。
【００１７】
(d) Ｚｒに関しては、特にその存在形態の制御が重要である。Ｚｒも鋼中のＯ（酸素）と反応して酸化物を形成する。ＺｒもＴｉ同様に、酸化物を形成したＺｒも非固溶ＺｒとしてＨＡＺ靭性に寄与する。一方、酸化物の形成に寄与しないまま鋼材に固溶状態で存在する固溶Ｚｒは、固溶Ｔｉとは違って少量であっても、ラス組織の伸張が促進され、靭性に多大な影響を与えることが明らかとなった。よって、固溶Ｚｒはできるだけ排除すべきであるが、固溶Ｚｒ量は０．００５％まで許容できる。
【００１８】
(e) Ｍｇに関しては、予想に反して、ＨＡＺ靱性の低下に極めて大きな悪影響を及ぼす。よって、Ｍｇは鋼材からできるだけ排除すべきである。ただし、Ｍｇ量は０．００１％までは許容できる。
【００１９】
本発明は、上記の諸知見を基礎として完成されたものであって、その要旨は、下記(1)〜(5)の溶接熱影響部靭性に優れた鋼材にある。
【００２０】
(1)質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ（酸素）：０．００１〜０．０１０％、Ｍｇ：０．００１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、Ｔｉのうち０．００３６〜０．０２０１％が固溶Ｔｉとして、そして０．０００２〜０．００５％が非固溶Ｔｉとして存在し、Ｚｒのうち０．００５％以下が固溶Ｚｒとして、そして０．００１％以上が非固溶Ｚｒとして存在することを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【００２１】
(2) 質量％で、さらに、Ａｌ：０．０４０％以下を含有し、非固溶ＡｌとＯ（酸素）の質量比Ａｌ／Ｏが１．０以下であることを特徴とする上記(1)の溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【００２２】
(3) 質量％で、さらに、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：１．０％以下およびＭｏ：１．０％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記(1)または(2)の溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【００２３】
(4) 質量％で、さらに、Ｎｂ：０．１％以下およびＶ：０．１％以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする上記(1)〜(3)のいずれかの溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【００２４】
(5) 質量％で、さらに、Ｂ：０．００２０％以下を含有することを特徴とする上記(1)〜(4)のいずれかの溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【発明の効果】
【００２５】
本発明の鋼材はＨＡＺ靭性に優れており、大入熱量の溶接を実施しても、良好なＨＡＺ靱性を安定して得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２６】
次に本発明鋼の化学組成について述べる。本発明に係るＨＡＺ靭性に優れた鋼材の成分の限定理由は下記のとおりである。ここで成分含有量を表す「％」は、「質量％」を意味する。
【００２７】
Ｃ：０．０３〜０．２０％
Ｃは鋼材の強度確保に必要な元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０３％未満では充分な強度が確保できず、また０．２０％を超えるとＨＡＺでの過度な硬さ上昇を生じるとともに靱性を損なう。このため、Ｃ含有量は０．０３〜０．２０％とする。好ましくは、０．０３〜０．１６％である。
【００２８】
Ｓｉ：０．０１〜０．３％
Ｓｉは、脱酸材として有効な元素である。脱酸材としての効果を得るには０．０１％以上含有させる必要があるが、０．３％を超えて含有させると島状マルテンサイトの増加によりＨＡＺ靱性を下げる。したがって、Ｓｉの含有量は０．０１〜０．３％とする。好ましくは、０．０５〜０．２％である。
【００２９】
Ｍｎ：０．５〜２．５％
Ｍｎは、脱酸材として有効な元素であるとともに、強度確保に必要な元素である。また、ＨＡＺ靱性を安定化させる効果を有する。これらの効果を発現するためには、０．５％以上含有させる必要がある。しかし、２．５％を超えて含有させると、中心偏析を助長し、母材の板厚中央部での靱性を低下させる。したがって、Ｍｎの含有量は０．５〜２．５％とする。好ましくは、０．５〜２．０％である。
【００３０】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、鋼中に不純物として含有される。破壊靱性面からは少ないほど望ましいが、鋼中の含有量を減らすコストを考慮して許容上限を０．０２％とする。
【００３１】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、上記Ｐと同様に、鋼中に不純物として含有される。Ｓは偏析率が高く、かつ低融点物質を形成して凝固割れの原因となるため、極力少ない方がよいが、鋼中の含有量を減らすコストを考慮して許容上限を０．０１％とする。
【００３２】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
固溶Ｔｉ：０．００３６〜０．０２０１％
Ｔｉは、ＨＡＺ靭性の向上に大きく寄与する元素である。特にＴｉは固溶・非固溶のいずれの形態でもＨＡＺ靭性の向上に寄与する。Ｔｉは鋼中のＯ（酸素）と反応して、鋼材中に酸化物を形成し非固溶Ｔｉとして存在する。この酸化物はＨＡＺ靭性の向上に寄与し、この効果を得るには、非固溶Ｔｉが０．０００２％以上鋼中に存在することが必要である。また、非固溶Ｔｉが多くなると、酸素の消費を通して非固溶Ｚｒの形成を阻害し固溶Ｚｒの増加を助長することとなるので、非固溶Ｔｉは０．００５％以下とする。一方、固溶Ｔｉは脱酸材として寄与し、固溶Ｔｉ量が０．００３６％未満の場合には、脱酸が不十分となり、ＨＡＺ靭性が低下する。よって、固溶Ｔｉ量は０．００３６％以上とする。より好ましくは、固溶Ｔｉ量は０．００５％以上である。また、固溶Ｔｉが多くなるとラス組織の伸張の促進により靭性が低下するので、固溶Ｔｉ量は０．０２０１％以下とする。より好ましくは、固溶Ｔｉ量は０．０１５％以下である。
【００３３】
以上より、固溶・非固溶のトータルＴｉ含有量は０．００５〜０．０２５％とする。
【００３４】
Ｚｒ：０．００１〜０．０２０％
固溶Ｚｒ：０．００５％以下
Ｚｒも、ＨＡＺ靭性の向上に大きく寄与する元素であるが、その向上には、その存在形態の制御が重要である。Ｚｒも、Ｔｉと同様に鋼中のＯ（酸素）と反応して酸化物を形成し、非固溶Ｚｒとして存在してＨＡＺ靭性の向上に寄与する。そのため非固溶Ｚｒ量は０．００１％以上とする必要がある。好ましくは、非固溶Ｚｒ量は０．００２％以上である。また、理由は定かではないが、後述する実験例において、最も厳しい条件で行った−５０℃の吸収エネルギーの評価から非固溶Ｚｒは０．０１５％以下とした。
【００３５】
一方、酸化物の形成に寄与しないまま鋼材に固溶状態で存在する固溶Ｚｒは、固溶Ｔｉと異なり少量であっても、ラス組織の伸張を促進し、靭性に多大な影響を与える。よって、固溶Ｚｒはできるだけ排除すべきであり、固溶Ｚｒの存在はできるだけ少ない方が好ましい。よって、固溶Ｚｒ量は０．００５％以下とした。好ましくは、固溶Ｚｒ量は０．００２％以下である。
【００３６】
以上より、固溶・非固溶のトータルＺｒ量は０．００１〜０．０２０％とする。
【００３７】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎも、上記ＰおよびＳと同様に不純物である。極力少ない方がよいが、鋼中の含有量を減らすコストを考慮して許容上限を０．０１％とする。好ましい上限は０．００６％である。
【００３８】
Ｏ（酸素）：０．００１〜０．０１０％
Ｏ（酸素）は、鋼中のＴｉおよびＺｒと反応することによって、鋼材中にＴｉおよびＺｒを含有する酸化物を形成させるとＨＡＺ靱性が向上する。Ｏ（酸素）はこの酸化物の組成制御および分散量制御がＨＡＺ靭性に寄与しているものと考えられることから、Ｏ（酸素）の含有量を０．００１〜０．０１０％とする。
【００３９】
Ｍｇ：０．００１％以下
Ｍｇは、Ｏ（酸素）との反応性が極めて強い元素である。Ｍｇを含有させると、予想に反して、ＨＡＺ靱性に極めて大きな悪影響を及ぼすことが明らかになった。よって、Ｍｇの添加又は混入はできるだけ排除すべきであり、Ｍｇの存在はできるだけ少ない方が好ましい。一方で、Ｍｇ酸化物は耐火物として炉体や炉壁に用いられる汎用的な材料であることから溶鋼との反応による汚染が懸念される。よって、Ｍｇは積極的な排除する必要がある。不純物として存在しても、鋼材中のＭｇは０．００１％以下とする。好ましくは０．０００５％以下であり、より好ましくは０．０００３％以下である。
【００４０】
Ａｌ：０．０４０％以下
Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素である。本発明においては脱酸材としてＳｉおよびＭｎを含有させているので、Ａｌ添加によって脱酸処理することは必ずしも必要ではない。ただし、ＳｉおよびＭｎに加えて、さらにＡｌを含有させて複合脱酸することもできる。Ａｌは酸素と反応性の高い元素であることから、Ａｌを添加する場合には注意が必要である。Ａｌが酸化物を形成する場合、酸素は消費され、Ｚｒと結合できる鋼中の酸素量は減少する。鋼中に形成される安定なＡｌ酸化物はＡｌ２Ｏ３であり、酸素とＡｌの化学量論比は１．１２であるから、Ａｌを含有させるときには、Ｚｒの酸化物形成を妨げないように、非固溶Ａｌを鋼中酸素量に対して、質量比Ａｌ／Ｏで１．０以下とする必要がある。好ましくは０．７以下である。一方、Ａｌの含有量が０．０４０％を超えると、固溶Ａｌ量が増加して、島状マルテンサイトと呼ばれる硬化相の形成を促進しＨＡＺ靭性に悪影響を与える。したがって、Ａｌの含有量は０．０４０％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０２０％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。なお、Ａｌの脱酸材としての効果を確実に得るには、０．０００４％以上の含有量とするのが好ましい。
【００４１】
本発明にかかるＨＡＺ靭性に優れた鋼材は、さらに、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｂ：０．００２０％以下のうちの１種または２種以上を含有させることができる。以下、これらの成分について説明する。
【００４２】
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、母材の強度を向上させる作用を有する。したがって、この効果を発現させたい場合には、Ｃｕを含有させることができる。しかし、１．０％を超えて含有させると、スラブ品質を劣化させるので、その含有量を１．０％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．６％以下である。なお、この効果を確実に得るには、その含有量を０．１％以上とするのが好ましい。
【００４３】
Ｎｉ：１．５％以下
Ｎｉは、母材の強度を向上させる作用を有する。したがって、この効果を発現させたい場合には、Ｎｉを含有させることができる。しかし、１．５％を超えて含有させると、スラブ品質を劣化させるので、その含有量を１．５％以下とするのが好ましい。なお、この効果を確実に得るには、その含有量を０．１％以上とするのが好ましい。
【００４４】
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは、母材の強度を向上させる作用を有する。したがって、この効果を発現させたい場合には、Ｃｒを含有させることができる。しかし、１．０％を超えて含有させると、スラブ品質を劣化させるので、その含有量を１．０％以下とするのが好ましい。なお、この効果を確実に得るには、その含有量を０．１％以上とするのが好ましい。
【００４５】
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、母材の強度を向上させる作用を有する。したがって、この効果を発現させたい場合には、Ｍｏを含有させることができる。しかし、１．０％を超えて含有させると、スラブ品質を劣化させるので、その含有量を１．０％以下とするのが好ましい。なお、この効果を確実に得るには、その含有量を０．１％以上とするのが好ましい。
【００４６】
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、母材の強度と靱性を向上させる作用を有する。したがって、この効果を発現させたい場合には、Ｎｂを含有させることができる。しかし、０．１％を超えて含有させると、ＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすので、その含有量を０．１％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。なお、この効果を確実に得るには、その含有量を０．００５％以上とするのが好ましい。
【００４７】
Ｖ：０．１％以下
Ｖは、母材の強度と靱性を向上させる作用を有する。したがって、この効果を発現させたい場合には、Ｖを含有させることができる。しかし、０．１％を超えて含有させると、ＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすので、その含有量を０．１％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。なお、この効果を確実に得るには、その含有量を０．００５％以上とするのが好ましい。
【００４８】
Ｂ：０．００２０％以下
Ｂは、母材の強度を著しく向上させる作用を有する。したがって、この効果を発現させたい場合には、Ｂを含有させることができる。しかし、０．００２０％を超えて含有させると、ＨＡＺでの過度な硬さ上昇を生じるとともに靱性を損なうので、その含有量を０．００２０％以下とするのが好ましい。なお、この効果を確実に得るには、その含有量を０．０００２％以上とするのが好ましい。
【００４９】
次に、本発明にかかる鋼材の製造方法について述べる。
【００５０】
製鋼方法としては、実験室等の小規模において、雰囲気が調整できる高周波誘導炉等で製造する場合には、本発明で規定する化学成分となるよう、合金の配合量を調整することで鋼塊を得ることができる。その理由は、上記のような誘導炉による方法では、成分調整前の段階で、既に溶鋼はある程度脱酸された状態にあるためである。一方、より大規模量産が可能な転炉法あるいは電気炉法による製鋼プロセスでも、本発明鋼を製造可能であるが、以下のような点に配慮しなくてはならない。転炉または電気炉等の製鋼炉で、脱炭および温度調整された溶鋼は、製鋼炉にある溶滓の流出を抑制するようにして取鍋に収容されることが望ましい。製鋼炉での溶滓が多量に取鍋へ流出すると、次の取鍋精錬での溶鋼中酸素濃度が高位にバラツキが生じるためであり、その結果、本発明鋼の要件である固溶Ｔｉおよび固溶Ｚｒの制御が困難になるためである。取鍋精錬においては、溶鋼の脱酸作用のある元素であるＳｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌの添加順序については、より弱い脱酸作用のＳｉ、Ｍｎ、Ｔｉの濃度を調整した後Ｚｒを添加し、さらに必要に応じてＡｌを添加することが適当である。また、Ｚｒ添加前にＡｌを添加する場合には、例えば酸素ガス吹精設備等溶鋼に酸素を添加できる方法で、Ａｌ濃度が0.01mass%以下程度に一旦減少させることが望ましい。なお本発明鋼では鋼中Ｍｇ濃度を抑制する必要があり、この鋼中Ｍｇ濃度を確実に減少させる効果を期待する意味でも、Ｚｒ添加前に上述の酸素ガス吹精装置等で少量の酸素を加える方法は有用である。これらの操作は、溶鋼酸素を制御して、種々の脱酸元素濃度の制御のみならず、固溶Ｔｉおよび固溶Ｚｒの制御に有効な操作である。
【００５１】
そして、鋼材の製造方法としては、既存の圧延方法全般の適用が可能である。母材の強度靱性のバランスの観点からは、制御圧延・加速冷却方法の適用が好ましい。このとき、加速冷却の水冷停止温度の調整により母材の強度を調整してもよい。また、母材の強度をより高めたい場合には、より低温の水冷停止温度を採用すればよい。
【実施例】
【００５２】
（実施例１）
表１に示す化学組成を有する２３種類の鋼を、１５０ｋｇ容量の真空溶解炉を用いて溶製し、インゴットに鋳造した。ここでは、脱酸元素の影響のみを抽出するためにＴｉ、ＺｒおよびＭｇを除いて、鋼板の目標成分は一定とした。
【００５３】
【表１】
0005213517.tif 000002
【００５４】
このインゴットから、鍛造および圧延により、２５ｍｍ厚の鋼板を作製した。作製した鋼板は、９００℃からの水焼入れと６００℃での焼戻しを行った後、溶接試験に供した。また、固溶／非固溶のＴｉおよびＺｒの含有量は、次のような方法で求めた。すなわち、非固溶Ｔｉ、Ｚｒ含有量を求める場合には，10%アセチルアセトン-1%テトラメチルアンモニウムクロライド（ＴＭＡＣ）-メタノール電解液 （以下、10% AA）もしくは2%トリエタノールアミン-1%TMAC-メタノール電解液（以下、2%TEA）を用いた定電位電解抽出分離（電流密度10mA/cm２、電位0〜-100mV vs SEC）を行い、0.2ミクロン孔のフィルターを用いて濾過した抽出残渣に含まれるＴｉ、Ｚｒ含有量を非固溶Ｔｉ、Ｚｒ含有量とした。また、固溶Ｔｉ、Ｚｒ含有量は鋼中の全Ｔｉ、Ｚｒ含有量から前述の非固溶Ｔｉ、Ｚｒ含有量を差し引くことにより求めた。
【００５５】
ＨＡＺの靭性を評価するために、片面１層のフラックスカッパーバッキング溶接を実施した。溶接には市販の低温用ＳＡＷワイヤ（神戸製鋼所製  US-255、AWS:A5.23 F8P5-EG-G）を用い、３電極で溶接入熱量は１５０ＫＪ／ｃｍとした。表フラックスにはPFI-50を使用し、そして裏フラックスにはPFI-50R（いずれも神戸製鋼所製）を使用した。
【００５６】
作製した溶接継ぎ手の表面２ｍｍの位置からシャルピー試験片を採取した。ノッチ位置は溶接金属とＨＡＺが１：１になる部分とした。試験は−３０℃、−４０℃および−５０℃で各３本ずつ実施し、その平均値で靭性を評価した。
【００５７】
表２にシャルピー衝撃試験の結果を示す。
【００５８】
【表２】
0005213517.tif 000003
【００５９】
まず、Ｔｉ−Ｍｇの複合添加と、Ｔｉ−Ｚｒの複合添加によるＨＡＺ靭性の改善効果の有無を調べた。なお、ＨＡＺ靭性の改善効果の基準は、−３０℃、−４０℃、−５０℃におけるシャルピー衝撃値でそれぞれ９０Ｊ以上、６５Ｊ以上、４０Ｊ以上とした。
【００６０】
Ｔｉ−Ｍｇを複合添加した鋼材は表１中No.1-4の供試鋼である。いずれもＨＡＺ靭性の改善の基準値を満足しない。これよりＴｉ−Ｍｇ複合添加では、ＨＡＺ靭性の向上が期待できず、Ｍｇは極力排除すべきであることは明らかである。
【００６１】
Ｔｉ−Ｚｒを複合添加した鋼材は表１中No.5-20の供試鋼である。これらの供試鋼から、Ｔｉ−Ｚｒを複合添加した場合には、ＨＡＺ靭性の改善の効果が期待できることがわかるが、一部の供試鋼では、ＨＡＺ靭性の向上が得られなかった。No.7-9の供試鋼では、供試鋼中のトータルＺｒが多く、結果として、固溶Ｚｒも多くなりＨＡＺ靭性の向上が得られなかった。No.6および10の供試鋼は、トータルＺｒは本発明で規定する含有量を満足するが、固溶Ｚｒが多くなり、試験を行った一部の温度または全部の温度において十分なＨＡＺ靭性が得られなかった。さらに、No.17の供試鋼は、固溶Ｚｒは本発明で規定する含有量を満足するが、トータルＺｒが少なくなり、ＨＡＺ靭性の向上が得られなかった。
【００６２】
Ｔｉ−Ｚｒ−Ｍｇを複合添加した鋼材は表１中No.21-23の供試鋼である。これらの供試鋼から、上述のNo.1-4の供試鋼と同様にＭｇの含有量が多いとＨＡＺ靭性の向上が期待できない。しかしながら、Ｍｇを極力排除、具体的には０．００１％以下とすれば、Ｍｇが含有していたとしてもＨＡＺ靭性の向上が期待できることが分かる。
【００６３】
以上、各供試鋼についてのＨＡＺ靭性について調査をした。しかしながら、大入熱溶接が可能でも母材としての特性を有していなければ、構造材としては使用できない。そこで、特に、No.13-17の供試材については母材の特性調査を行った。
表３にNo.13-17の供試材についての母材の特性を示す。表３に示すようにいずれの鋼板も５００ＰＭａ以上の引張強さおよび高い伸びを有することが分かる。
【００６４】
【表３】
0005213517.tif 000004
【００６５】
（実施例２）
天然ガス配管などに用いられる大径鋼管は、内外面から各１層ずつのサブマージアーク溶接によりシーム溶接が実施される。このため、鋼管母材の肉厚増加に伴って溶接入熱量が増大し、ＨＡＺの靭性低下が課題となる場合が多い。また、大径鋼管の強度グレードはアメリカ石油協会（ＡＰＩ）等によりＸ１２０グレードまで規格化が進められている。Ｘ１２０グレードは、降伏強さが８３０ＭＰａ以上の高強度材料であり、多量の合金元素が添加されることも相まってＨＡＺ靭性の確保が極めて困難である。
【００６６】
実施例２では、高強度鋼管への本願発明に係る鋼材の適用可否につき、確認を行った。
【００６７】
適用可否判断のため、Ｘ８０（降伏強さ５５３ＭＰａ以上）、Ｘ１００（降伏強さ６９０ＭＰａ以上）、Ｘ１２０（降伏強さ８３０ＭＰａ以上）を狙いとした本願発明鋼を作製し、その強度を測定するとともに、シーム溶接を模擬した４電極サブマージアーク溶接を片側から１層行い、溶接を実施した側の表面２ｍｍから溶接金属とＨＡＺが１：１になるようにノッチ位置を決め、シャルピー試験を実施した。
【００６８】
いずれの鋼材も実施例１と同じく、１５０ｋｇ容量の真空溶解炉で溶解を行い、インゴットに鋳造した後に鍛造により鋼塊とした。母材の板厚は、Ｘ８０の３２ｍｍ厚を基本にして、鋼管とした場合に同等の強度の鋼管となるようにＸ１００およびＸ１２０の肉厚を決定した。溶接入熱量は作製した鋼板にあわせて変化させた。
【００６９】
表４に鋼材の化学成分を示す。表５にスラブ製造後の圧延条件、母材鋼板の板厚、母材の強度および溶接時の溶接入熱量を示す。表６にシャルピー衝撃試験の結果を示す。
【００７０】
【表４】
0005213517.tif 000005
【００７１】
【表５】
0005213517.tif 000006
【００７２】
【表６】
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【００７３】
No.31-33の供試鋼はそれぞれＸ８０、Ｘ１００およびＸ１２０を満足する母材強度を有すると同時に、−５０℃まで十分なＨＡＺ靭性を示した。実施例２により、本願発明の鋼材が高強度の配管用母材としても適用可能なことが明らかとなった。
【００７４】
（実施例３）
ボックス柱などの製造ではエレクトロスラグ溶接が適用される場合がある。この場合には、実施例１で評価に用いたフラックスカッパーバッキング溶接に比べて、更に溶接入熱量が大きな溶接となる。その一方で、ボックス柱は建築用途に用いられるものであるために必要な靭性は０℃という比較的高温の条件で実施される。
【００７５】
実施例３では、ボックス柱などへの本願発明に係る鋼材の適用可否につき、確認を行った。
【００７６】
いずれの鋼材も実施例１と同じく、１５０ｋｇ容量の真空溶解炉で溶解を行い、インゴットに鋳造した後に鍛造により鋼塊とした。そして、鋳造及び圧延により２５ｍｍ厚の鋼板を作製した。作製した鋼板は９０℃からの水焼入れおよび６００℃での焼戻しを行い、ボックス柱でのエレクトロスラグ溶接を模擬した溶接試験に供した。溶接時の溶接入熱量は４６８Ｊ／ｃｍであり、その他シャルピー試験の試験片などの条件は実施例１と同じである。
【００７７】
表７に鋼材の化学成分を示す。表８に母材の強度を示す。表９にシャルピー衝撃試験の結果を示す。
【００７８】
【表７】
0005213517.tif 000008
【００７９】
【表８】
0005213517.tif 000009
【００８０】
【表９】
0005213517.tif 000010
【００８１】
No.41の供試鋼は、ＣｕやＮｉ等の合金元素を含まないものであり、強度確保のため炭素量を０．１５％まで増加させたものである。また、No.42の供試材はＣｕなどの合金元素を高めて強度を高めた鋼材である。いずれの場合も十分なＨＡＺ靭性を示し、実施例３により、本願発明の鋼材がボックス柱などの建築用鋼材としても適用可能なことが明らかとなった。
【産業上の利用可能性】
【００８２】
本発明の鋼材は溶接熱影響部靭性に優れており、大入熱量の溶接を実施しても、良好なＨＡＺ靱性を有する鋼を安定して提供することができる。